金属固态相变原理

1、第 2篇 热处理原理及工艺第 7章 钢的热处理教学目标:搞清奥氏体、珠光体、贝氏体、马氏体等基本概念;掌握共析分解、马氏体相变、贝氏体相变基本知识 ;掌握相变产物的形貌和物理本质。第 8章 金属固态相变原理§8 钢的热处理一、热处理的作用机床、汽车、摩托车、火车、矿山、石油、化工、航空、航天等各 行各业用的大量零部件需要通过热处理工艺改善其性能。拒初步统计,在机床制造中,约 60%70%的零件要经过热处理;在 汽车、 拖拉机制造中, 需要热处理的零件多达 70%80%,而工模具及滚 动轴承,则要 100%进行热处理。总之,凡重要的零件都必须进行适当的热处理才能投入使用。 热处理的定义

2、:将固态金属或合金在一定介质中加热、 保温和冷却, 以改变材料整体或表面组织,从而获得所需组织和性能的工艺过程。 热处理三大要素:加热、保温和冷却通过以上三个环节,材料的内部组织发生了变化,因而性能也发生 变化。例如:碳素工具钢 T8在市场购回的是球化退火的材料其硬度仅为 20HRC , 作为工具需经淬火并低温回火使硬度提高到 6063HRC , 这是 因为内部组织由淬火之前的粒状珠光体转变为淬火 +低温回火的回火马 氏体。同一种材料,热处理工艺不一样其性能差别很大,导致性能差别如 此大的原因是不同的热处理后内部组织截然不同。表 8-1 45号钢经不同热处理后的性能 (试样直径 15mm热处理

3、工艺的选择要根据材料的成分来确定。 材料内部组织的变化 依赖于材料热处理和其他热加工工艺, 材料性能的变化又取决于材料的 内部组织变化。所以, 材料成分-加工工艺-组织结构-材料性能这四者相互依成 的关系贯穿在材料制备的全过程之中。我们的任务就是要了解和掌握其中的规律性。二、热处理的基本要素如上所述,热处理工艺中有三大基本要素:加热、保温、冷却。这 三大基本要素决定了材料热处理后的组织和性能。1、加热按加热温度的高低,加热分为两种:一种是在临界点 A 1以下加热, 此时一般不发生相变;另一种是在 A 1以上加热,目的是为了获得均匀的 奥氏体组织,这一过程称为奥氏体化。 2、保温保温是热处理的中

4、间工序,其目的是既要保证工件 “ 烧透 ” ,又要防 止工件脱碳、氧化等。保温时间和介质的选择与工件的尺寸和材质有直接的关系。 一般工 件越大,导热性越差,保温时间就越长。3、冷却冷却是热处理的最终工序,也是热处理过程中最重要的工序。钢在 不同冷却速度下可以转变为不同的组织形态。图 8-1 热处理工艺曲线示意图三、热处理的分类1、根据加热、冷却方式的不同及组织、性能变化特点的不同,热处理 可分为下列几类:普通热处理:退火、 正火、 淬火和回火。 即所谓热处理的 “ 四把火 ” 。 表面热处理:感应加热表面淬火、火焰加热表面淬火、电接触加热 表面淬火、激光表面淬火和涂覆、渗碳、氮化和碳氮共渗等。

5、其它热处理:可控气氛热处理、真空热处理和形变热处理等。 2、 按照热处理在零件生产过程中的工序和作用不同 , 热处理工艺还可分 为: 预备热处理:零件加工过程中的一道中间工序 (也称为中间热处理 , 其目的是改善锻、 铸毛坯件组织、 消除应力 , 为后续的机加工或进一步的 热处理作组织上的准备。最终热处理:零件加工的最终工序。其目的是使经过成型工艺达到 形状和尺寸要求的零件,通过热处理使零件具备最终的使用性能。 是预备还是最终热处理在材料的生产过程中是相对的。四、钢的临界转变温度根据铁碳相图,共析钢缓慢加热到超过 A 1温度时,全部转变为奥氏 体; 亚共析钢和过共析钢必须加热到 A 3和 A

6、cm 以上才能获得单相奥氏体。 在实际热处理加热条件下,加热速度不可能是缓慢的 , 因此 , 相变是 在不平衡条件下进行的;其次,再考虑到过冷或过热现象的存在,相变 点与相图中的相变温度有一些差异。具体如下:加热时相变温度偏向高温,冷却时偏向低温,这种现象称为滞后 ( 。在热处理工艺实施过程中,加热或冷却速度越快,则滞后现象越严 重。通常把加热时的实际临界温度标以右下标字母 “ c ” 表示,如 Ac 1、 Ac 3、 Accm ;而把冷却时的实际临界温度标以右下标字母 “ r ” 表示,如 Ar 1、 Ar 3、 Arcm 等。临界温度:平衡时:A1、 A3、 Acm加热时:Ac1、 Ac3

7、、 Accm冷却时:Ar1、 Ar3、 Arcm图 8-2 加热和冷却速度对钢的临界温度的影响§8.1 钢在加热时的转变一般而言,钢的热处理多数需要先加热得到奥氏体 (奥氏体化、 A 化 , 然后以不同速度冷却, 使奥氏体转变为不同的组织, 使钢具有不同 性能。加热时形成的奥氏体的质量 (成分均匀性及晶粒大小等 ,对冷却转 变后的组织、性能有极大的影响 (组织遗传 。因此,掌握热处理规律,首先要研究钢在加热时的变化 即奥氏体 化过程。一、共析钢奥氏体的形成共析碳钢加热前为珠光体组织, 一般为铁素体与渗碳体交替排列的 层片状组织,加热过程中珠光体转变为奥氏体过程可分为四步进行:奥 氏体

8、形核、 晶核的长大、 未溶碳化物 (Fe3C 溶解、 奥氏体成分均匀化。奥氏体晶核的形成由 Fe-Fe 3C 相图知,在 P 转变为 A 过程中,原 F 的 bcc 晶格改组 为 A 的 fcc 晶格,原渗碳体的复杂斜方晶格转变为 fcc 晶格。所以 , 奥氏体的形成过程就是晶格的改组和 Fe 、 C 原子的扩散过程。 常将这一过程和奥氏体冷却过程的转变称为 “ 相变重结晶 ” 。基于能量与成分条件, 奥氏体晶核在珠光体中的铁素体与渗碳体两 相交界处产生,两相交界面越多,奥氏体晶核越多。奥氏体晶核的长大奥氏体晶核形成后, 它的一侧与渗碳体相接, 另一侧与铁素体相接。 随着铁素体的转变(铁素体区

9、域的缩小,以及渗碳体的溶解(渗碳体 区域缩小,奥氏体不断向其两侧的原铁素体区域及渗碳体区域扩展长 大,直至铁素体和渗碳体完全消失,奥氏体彼此相遇,形成一个个的奥 氏体晶粒。奥氏体形成时碳浓度分布情况 图 8-3 奥氏体形成时碳浓度分布示意图 剩余渗碳体的溶解由于铁素体转变为奥氏体速度远高于渗碳体的溶解速度, 在铁素体 完全转变之后尚有不少未溶解的 “ 剩余渗碳体 ” 存在,还需一定时间保 温,让渗碳体全部溶解并转变为奥氏体。奥氏体成分的均匀化即使渗碳体全部溶解, 奥氏体内的成分仍不均匀 , 在原铁素体区域形 成的奥氏体含碳量偏低,在原渗碳体区域形成的奥氏体含碳量偏高,还 需保温足够时间,让碳原

10、子充分扩散,奥氏体成分才可能趋于均匀。 下图表示共析钢奥氏体形成的四个基本阶段:奥氏体晶核的形成; 奥氏体晶核的长大;剩余渗碳体的溶解;奥氏体成分的均匀化。 图 8-4 奥氏体形成的四个基本阶段上述分析表明, 珠光体转变为奥氏体并使奥氏体成分均匀必须有两 个充要条件:一是温度条件,要在 Ac 1以上加热;二是时间条件,要求 在 Ac 1以上温度保持足够时间。在一定加热速度条件下,超过 Ac 1的温度越高,奥氏体的形成与成 分均匀化需要的时间愈短;在一定的温度(高于 Ac 1条件下,保温时 间越长,奥氏体成分越均匀。二、非共析钢奥氏体的形成亚共析钢与过共析钢加热转变为 A 过程与共析钢转变过程是

11、一样 的,即在 Ac 1温度以上加热无论亚共析钢或是过共析钢中的 P 均要转变为 A 。不同的是亚共析钢的先析出 F 的转变与过共析钢的 Fe 3C 的溶解。 先析出 F 的完全转变要在 Ac 3以上, Fe 3C 的完全溶解要在温度 Accm 以上。即亚共析钢加热后组织全为奥氏体需在 Ac 3以上、过共析钢要在 Accm 以上 , A 的单相区。图 8-5 非共析钢奥氏体的形成如果亚共析钢仅在 Ac 1Ac 3温度之间加热,无论加热时间多长,组 织中仍为铁素体与奥氏体共存;对过共析钢在 Ac 1Accm 温度之间加热,组织中应为二次渗碳体与 奥氏体共存;在这种情况下,经加热保温在随后冷却过程

12、中,组织转变也仅是奥 氏体向其它组织的转变, 其中的铁素体或二次渗碳体在冷却过程中不会 发生转变。 总结奥氏体化过程:即 Fe 、 C 原子扩散和晶格改组的过程 -共析钢:加热到 Ac 1 以上时, P A 。共析钢 A 化过程:形核、长大、 Fe 3C 完全溶解、 C 的均匀。 亚 (过 析钢的 A 化:PA 后 , 先共析 F 或 Fe 3C 溶解。 图 8-6 共析钢的奥氏体形成过程示意图奥氏体的形成是通过形核与长大过程进行的, 整个过程受原子扩散 所控制,因此,凡是影响扩散、形核与长大的一切因素,都会影响奥氏 体的转变速度。 一、加热温度和保温时间加热温度越高, 原子扩散速度越大, 奥

13、氏体化越快; 保温时间越长, 奥氏体化所需加热温度相对可以降低。详见下图 图 8-7 共析钢的奥氏体化曲线 (原始状态:875退火A形成过程中孕育期的概念:由于形成奥氏体需要原 子的扩散,而扩散需要一定 的时间,故 P 在保温一段时 间后才开始形成 A 晶核,这 段时间称为 “ 孕育期 ” 。 二、加热速度热 速 度 V 越 大 , 则 孕 育 期 越 短 ,A 化开始和终了温度越高 , 所需 时间越短;加热速度 V 越小,则孕 育期越长, A 化开始和终了温度越 低,所需时间越长。三、原始组织 原始组织中 Fe3C 为片状时, Fe3C 片间距越小 , 相界面积越大 , 奥 氏体形核速度越大

14、此时奥氏体中的 C 浓度梯度也越大,扩散距离短, 奥氏体长大速度越快。四、钢的碳含量C% 界面多 核心多 转变快。五、合金元素Co 、 Ni 、 Cu :增加 C 扩散速度,加快 A 化过程;Cr 、 Mo 、 V 、 Ti 等:与 C 亲和力大,形成难溶化合物, 显著降低 C 扩散速度,减慢奥氏体化过程; Si 、 Al 、 Mn 等:不影响奥氏体化过程。由于合金元素的扩散速度比碳慢得多, 所以一般合金钢的热处理加 热温度一般较高,保温时间更长。图 8-8 加热速度对奥氏体转变的影响 (示意图 图 8-9 渗碳体片间距 d 0对长大速度的影响晶粒度:表征晶体内晶粒大小的量度,通常用长度,面积

15、,体积或 晶粒度级别表示。一般根据标准晶粒度等级图确定钢的奥氏体晶粒大小。标准晶粒度等级分为 8级: 1 -4级为粗晶粒度, 5 -8级为细晶粒 度,超过 8级的为超细晶粒小于 1级的为超粗晶粒。 图 8-10 标准晶粒等级 (放大 100倍 奥氏体晶粒度 N 与晶粒数量 n 的关系:式中:n -放大 100倍时,每平方英寸 (6.45cm2 视场中观察 到的平 均晶粒数。每 mm 2面积平均晶粒数: 一、奥氏体的晶粒度钢在加热后形成的奥氏体组织, 特别是奥氏体晶粒大小对冷却转变 后钢的组织和性能有重要影响。一般来说,奥氏体晶粒越细,钢热处理 后的强度越高,塑性越好,冲击韧性越高。12-=N

16、n 302+=N n衡量 A 晶粒大小有三种晶粒度:起始晶粒度;本质晶粒度;实际晶 粒度。起始晶粒度起始晶粒度定义:钢在临界温度以上 A刚相互接触时的晶粒大小。起始晶粒度与形核率 N 和长大速度 G 有关。增大 N, 降低 G ,可细化 A 起始晶粒;反之 , 粗化起始晶粒。例如:增大加热速度,则 A 转变温度升高,形核率增加, A 起始晶 粒细化。本质晶粒度本质晶粒度定义:表征钢在加热时奥氏体晶粒长大的倾向。一般采 用标准试验方法 (YB27-64测定:即钢加热到 930 ±10、保温 8小时、 冷却后测得的晶粒度叫本质晶粒度。如果测得的晶粒细小,则该钢称为本质细晶粒钢。这种钢的奥

17、氏体 晶粒随温度升高到某一温度时,才迅速长大。如果测得的晶粒粗大,则该钢称为本质粗晶粒钢。这种钢的奥氏体 晶粒随温度的升高而且迅速长大。图 8-11本质细晶粒和本质粗晶粒示意图实际晶粒度实际晶粒度定义:某一具体热处理或热加工条件下的奥氏体的晶粒 度叫实际晶粒度,它决定钢冷却后的组织和性能。实际晶粒度尺寸一般大于起始晶粒尺寸,间。二、影响奥氏体晶粒度的因素奥氏体晶粒长大,实质为晶界迁移,而晶界迁移的实质就是原子在 晶界附件的扩散过程, 故凡影响晶界原子迁移的因素均影响奥氏体晶粒 的长大。 加热温度和保温时间随加热温度升高, 原子迁移能力增加, 晶粒将逐渐长大。 温度越高, 或在一定温度下保温时间

18、越长,奥氏体晶粒越粗大。加热速度加热速度越大, 过热度越大, A 形成的实际温度越高, 形核率较大, A 起始晶粒度越细小。但是,当加热温度高到一定程度,保温时 A 晶粒 长大速度过快,反而易获得粗晶粒组织。因此,快速加热时,保温时间 不能过长,否则晶粒反而更加粗大。生产上采用 “ 短时快速加热工艺 ” 来获得超细化的晶粒。 钢的化学成分碳含量:在一定 C 含量范围内,随着 A 中 C 含量的增加,由于 C 在 A 中的扩散速度及 Fe 的自扩散速度增加,晶粒的长大倾向增加;当 C 含量超过一定量后, C 能以未溶碳化物的形式存在, A 晶粒长大受第二 相的阻碍作用,反而使 A 晶粒长大倾向减

19、小。合金元素:Ti 、 V 、 Nb 、 Al 、 Zr(锆 等元素,与 C 形成碳化物、 氧化物和氮化物弥散分布在晶界上,能阻碍晶粒长大,有利于得到本质 细晶粒钢; Mn 和 P ,促进晶粒长大,含有这类元素的钢一般为本质粗 晶粒钢。§8.2 钢在冷却时的转变研究奥氏体冷却转变常用 等温转变曲线:即 TTT 曲线 (过冷奥氏体在一定温度下随时间变化, 组织转变情况连续冷却转变曲线:即 CCT 曲线(过冷奥氏体依冷却速度变化, 组织转变情况。TTTCCT 曲线更确切反映热处理冷却状况, 作为选择热处理冷却制度的 依据。图 8-12 热处理工艺曲线示意图 变 变 A转开 始 转终 了

20、P BB 下B 上 A MA 当温度在 A 1以上时,奥氏体是稳定的,不发生转变。当温度降到 A 1以下后,奥氏体即处于过冷状态,这种奥氏体叫过冷奥氏体(过冷 A 。 过冷 A 是不稳定的,会转变为其它的组织。 钢在冷却时的转变, 实质上是过冷 A 的转变,而过冷 A 的转变也是一个点 阵重构过程,属于相变重结晶。一、共析钢过冷奥氏体的等温转变 等温转变曲线 ( TTT 曲线或 C 曲 线 过冷 A 的等温转变:过冷 A: T < A1 时, A 不稳定。 A 等温转变曲线 (TTT或 C 曲线 高温转变:A1550 过冷 A P 型组织 中温转变:550 MS 过冷 A 贝氏体 (B

21、低温转变:MS Mf 过冷 A 马氏体 (M等温转变曲线:过冷 A 系曲线,可以通过体积膨胀法、磁性法和金相法测定。孕育期:过冷 A 的稳定性大小。 C 曲线中,鼻尖处 (550 的孕育期最短,处于该温度的图 8-13 共析钢过冷奥氏体 等温转变曲线图 8-14 共析钢的 C 曲线16过冷 A 稳定性最小,孕育期最短。 等温转变包含两个区:分别是高温转变区(A 1-550的珠光体转 变区和中温转变区( 550-M S 的贝氏体转变区。 M S 温度以下的 低温区为马氏体转变,不属于等温转变。高温转变 ( P转变 转变温度:A 1-550转变产物:珠光体型组织 ,是铁素体和渗碳体的机械混合物,渗

22、 碳体呈层片状分布在铁素体基体上,转变温度越低,层间距越小。按层 间距大小, 珠光体型组织分为:珠光体 (P -层间距较大, 索氏体 (S -层间距居中,屈氏体(T -层间距最小它们都是珠光体类型的组织,只是层间距不同而已, P 型组织 F+层片状 Fe 3C ,见下图 -珠光体 P , 3800X 索氏体 S , 8000X 图 8-15屈氏体 T , 8000 X17 表 8-2 过冷 A 高温转变产物的形成温度和性能 能分辩片层的放 形成温度(>2000×3540HRC 600550T 屈氏体 >1000×2535HRC 650600S 索氏体<50

23、0×170200HB A1650P 珠光体大倍数 硬 度 符号 名 称过冷 A 高温转变产物的形成温度和性能 实际上,这三种组织都是珠光体,其差别只是珠光体组织的 “ 片间 距 ” 大小, 形成温度越低,片间距越小。 这个 “ 片间距 ” 越小, 组织的硬度 越高。屈氏体的硬度高于索氏体,远高于粗珠光体。奥氏体转变为珠光体的过程也是形核和长大的过程当奥氏体过冷到 A1以下时 , 首先在奥氏体晶界上产生渗碳体晶核 , 通过原子扩散,渗碳体依靠其周围奥氏体不断地供应碳原子而长大。同时,由于渗碳体周围奥氏体含碳量不断降低,从而为铁素体形核 创造了条件, 使这部分奥氏体转变为铁素体。 由于铁

24、素体溶碳能力低 (<0.0218%C,所以又将过剩的碳排挤到相邻的奥氏体中,使相邻奥氏体 含碳量增高,这又为产生新的渗碳体创造了条件。如此反复进行,奥氏 体最终全部转变为铁素体和渗碳体片层相间的珠光体组织。 图 8-16 珠光体转变过程示意图18 转变机制:奥氏体 (fcc转变为珠光体 (F为 bcc , Fe 3C 为复杂斜方 的 过程是形核和长大的过程,期间伴随着晶格的改组和 Fe 、 C 的扩散, 属于扩散型转变。转变组织的性能:由于 P 的塑性主要来自 F , 而 Fe 3C 阻止滑移的进行, 故 P 的片间距越小,则强度、硬度和韧性提高。与细晶强化的原理类似。中温转变 (B转变

25、 : C 原子扩散, Fe 原子不扩散转变温度: 550Ms(240 转变产物:贝氏体 (B, 渗碳体分布在碳过饱和的铁素体基体上的两 相混合物 。上贝氏体 (B上 :550 350, 呈羽毛状, 小片状的渗碳体分布在 成排的铁素体片之间。强度低、韧性差,机械性能较差。下贝氏体 (B下 :350 Ms :在光学显微镜下为黑色针状,在电子 显微镜下可看到在铁素体针内沿一定方向分布着细小的碳化物 ( Fe2.4C 颗粒。韧性高,综合机械性能好。 1300电 子 显 微 照 片 5000光学显微照片 1300×电子显微照片 5000×45钢,上 B+下 B ,×4004

26、5钢, 上 B+下 B , X 400 光学显微照片 1300X 电子显微照片 5000X 图 8-17 上贝氏体显微照片19 F 针内定向分布着细小 Fe 2.4C 颗粒 电子显微照片 12000×T8钢,下 B ,黑色针状 光学显微照片 × 400T8钢,下 B ,黑色针状光学显微照片 400X F 针内定向分布着细小 Fe2.4C 颗粒 电子显微照片 12000× 图 8-18 下贝氏体显微照片上贝氏体光学显微照片 500X 上贝氏体电子显微照片 5000X下贝氏体光学显微照片 500X 下贝氏体电子显微照片 12000X图 8-19 上下贝氏体显微照片两种

27、贝氏体性能比较B 上 :铁素体片较宽,强度较低;同时渗碳体分布在铁素体片之间,容易引起脆断,因此强度和韧性都较差。 B 下 :铁素体针细小,无方向性,碳的过饱和度大,位错密度高,且 碳化物均匀分布在铁素体之上、弥散度大。所以硬度高,韧性好,具有 较好的综合机械性能。转变过程:在中温区发生奥氏体转变时,由于温度较低,铁原子扩散困难,只 能以共格切变的方式来完成原子的迁移,而碳原子尙有一定的扩散能 力,可以通过短程扩散来完成原子迁移。过程,一是铁原子的共格切变 , 二是碳原子的短程扩散。按照转变温度的不同,上、下贝氏体的形成过程也有差异 - 当温度较高 ( 550-350 时:条状或片状铁素体从奥

28、氏体晶界开始向晶内以同样方向平行生长。 随着铁素体的伸长和变宽,其中的碳原子向条间的奥氏体中富集,最后 在铁素体条之间析出渗碳体短棒,奥氏体消失,形成上贝氏体。当温度较低 ( 350-Ms 时:碳原子扩散能力低 , 铁素体在奥氏体的晶界或晶内的某些晶面上长 成针状。尽管最初形成的铁素体固溶碳原子较多 , 但碳原子不能长程迁 移,因而不能逾越铁素体片的范围,只能在铁素体内一定的晶面上以断 续碳化物小片的形式析出,从而形成下贝氏体。低温转变(M 转变温度低于 Ms 点时, 是一个连续冷却转变过程, 后 续专门讨论。20二、亚共析钢过冷 A 的等温转变从上图可以清晰的发现,亚共 析钢的过冷 A 等温

29、转变曲线与共析 钢 C 曲线不同的是, 在其上方多了一 条过冷 A 转变为铁素体(F 的转变 开始线。可见亚共析钢的过冷 A 等温转 变过程与共析钢类似。只是在高温 转变区过冷 A 将先有一部分转变为 F , 剩余的过冷 A 再转变为 P 型组织。亚共析钢随着含碳量的减少, C 曲线位置往左移,同时 M s 、 M f 线住 上移。三、过共析钢过冷 A 的等温转变共析钢过冷 A 的 C 曲线的上部为过冷 A 中析出二次渗碳体 (Fe3C II 开始线。所以,过共析钢的过冷 A 在高 温转变区,将先析出 Fe 3C II ,其余的 过冷 A 再转变为珠光体型组织。 过共析钢随着含碳量的增加, C

30、 曲线位置向左移,同时 M s 、 M f 线 往下移。可见,亚共析钢随含碳量的增加 C 曲线位置向右移,到达共析钢的图 8-20 亚共析钢过冷 A 等温转变曲线图 8-21 过共析钢过冷 A 等温转变曲线含碳量 C 曲线位置最靠右;含碳量再升高(即过共析钢随着含碳量的 增加 C 曲线位置又向左移。共析钢相对是最稳定的。亚 (过 共析钢过冷 A 的等温转变与共析钢相比, C 曲线左移,多一条 过冷 A F 或 (Fe3C 的转变开始线,且 Ms 、 Mf 线上 (下 移。 实际生产中较多情况下是连续冷却,例如钢正火、退火、淬火等 热处理等都是从高温到低温连续冷却。连续冷却转变定义:在一定冷却速

31、度下, 过冷奥氏体在一个温度范围内所发生的转变。一、共析钢过冷 A 的连续冷却转变(1连续冷却转变曲线 ( CCT 曲线 图 8-23 共析钢过冷 A 连续冷却转变曲线 上图中:P s -过冷 A 转变为 P 型组织开始线;Pf -过冷 A 转变为 PKK -过冷 AVk 共析钢以大于该速度冷却时, 由于遇不到 P 转变线,将继续冷却到 Ms 温度以下发生马氏体转变得到马氏体组织。 Vk , 得到全部 P 型组 织。CCT 曲线与 TTT 曲线的差异:共析钢过冷 A 连续冷却转变曲线中没有奥氏体转变为贝氏体的部 分, 在连续冷却转变时得不到贝氏体组织与共析钢的 TTT 曲线相比, 共 析钢的

32、CCT 曲线稍靠右下移一点,表明连续冷却时,过冷度更大,奥 氏体完成珠光体转变的温度较低,时间更长。CCT 曲线较难测定, 一般借用过冷 A 的 TTT 曲线来分析连续冷却转 变的过程和产物,但要注意二者之间的差异。见下图 -图 8-24 CCT 曲线与 TTT 曲线比较 图 8-25 连续冷却转变过程及转变产物(2 转变过程及转变产物 a 缓慢冷却 (V 1炉冷 :过 冷 AP ,转变温度较高, P 呈粗片状,硬度 170220HBb 稍快冷却 (V 2空冷 :过 冷 AS , P 呈细片状, 硬度 25HRC 35HRC c V 3(油冷 :过冷 A T+M +A ,硬度 4555HRC

33、,包括下面 3种类 型的转变:过冷 AT (KK 线以上过冷 AM (M s -M f :马氏体转变过冷 AA (残余奥氏体-连续冷却转变后少量没有转变而保 留到室温的过冷奥氏体d V 4冷却(水冷 :过冷 A M+ A (3 马氏体转变马氏体 ( M :碳在 -Fe 中的过饱和间隙固溶体。具有很大的晶格 畸变,强度很高。图 8-26温 度 /马氏体转变:钢从 A 状态快速冷却, 在较低温度 (M s -M f (广义上讲, 凡是相变基本特征属于 M 型的转变产物都称为 M , 该过程称 为 M 转变。 马氏体转变是强化金属的主要途径之一, 大多数工件零件都需要淬 火和回火获得最终的使用性能。

34、钢、许多有色金属和合金以及陶瓷材料等均有马氏体转变。(4 马氏体转变的特征 非扩散型转变:M 转变时,过冷度很大,温度很低, C 、 Fe 原子的活动能力基本丧 失。 由 fcc 到 bcc 点阵的重构是由 Fe 原子沿 A 的一定晶面, 集体的、 有规律 的、 近程的迁动所完成的。 原来在母相相邻的两个原子转变后仍然相邻, 他们之间的相对位移不超过一个原子间距。 C 原子原地不动,过饱和地 留在新组成的晶胞中,将 c 轴拉长。所以马氏体的体心结构偏离立方而 接近四方。 图 8-27 M 晶胞与母相 A 的关系 M 的晶格示意图形成速度很快 :A 冷却到 M s点以下后,无孕育期,瞬时转变为马

35、氏体。随着温度下26降,过冷 A 不断转变为马氏体,如停止冷却,转变也终止,它是一个连 续冷却的转变过程。如 :在 -20-195之间,每片 M 形成的时间约为 5×10-5 5×10-7S ,故难以观察到 M 形成的过程。转变不彻底,总留有残余 A :(A残 、 A 残余奥氏体的含量与 M s 、 M f 的位置有关。奥氏体中的碳含量越高, 则 M s 、 M f 越低,残余 A 含量越高。 W(C<0.6%时,残余 A 可忽略;W(C0.6%时,转变产物中要标出残余 A 。图 8-28 M s 和 M f 温度与钢含碳量的关系 碳质量分数对残余 A 的影响体积膨胀

36、:过冷 AM 时,晶格由 fcc 改组为 bcc , fcc 的致密度大于 bcc ,所以 AM 体积发生膨胀,在钢中造成很大的内应力,严重时导致开裂。化学成分不变:过冷 AM 时, 只发生点阵结构的变化, 母相 A 与新相 M 具有完全相 同的化学成分。碳的过饱和度很大。切变共格性:新旧相之间共一个切变平面。 新旧相之间具有一定的位向关系:W(C <1.4% 时,满足 K -S 关系;W(C 1.4%时,满足西山关系。 M 转变在一个温度范围内进行:一般的工业用钢及合金钢, M 转变是连续冷却 ( 即变温 过程中 进行的,到 M s 以下才能发生 M 转变,一直到 M f 转变停止,故 M 转 变是在一个温度范围内的转变。具有可逆性:在某些铁合金和有色金属中, 冷却时, 过冷 A M , 加热时, M A ; 而对于一般碳钢,在临界温度 A 1以下加热时,不发生 MA ,而 是 M 分解为铁素体和碳化物。思考题:如图所示为共析钢 C 曲线图, 说出图中各冷却 曲线对应的热处 理方法及其最终组织。图 8-2927(5马氏体的形态与性能马氏体的形态马氏体的形态有板条状和针状(或片状两种,决定于奥氏体的含 碳量。a 板条 M (低碳 M 或位错 M 含碳量在 0.25%以下时,